TWI613300B - 高強度冷軋鋼板 - Google Patents

Abstract

此高強度冷軋鋼板是具有預定之化學成分；前述鋼板之金屬組織以面積率計是含有：肥粒體與粒狀變韌體合計10%以上、50%以下，上變韌體及下變韌體之1種或2種合計10%以上、50%以下，回火麻田散體超過0%、30%以下，殘留沃斯田體5%以上，及波來體、雪明碳體、麻田散體合計0~10%；相較於前述肥粒體與前述粒狀變韌體之合計面積率，前述肥粒體之面積率的比例是25%以下；拉伸強度是980MPa以上。

Description

高強度冷軋鋼板

本發明是涉及高強度冷軋鋼板。本發明尤其是涉及宜適用於汽車零件等之延伸與擴孔性優良之高強度冷軋鋼板。

近年來，為了抑制來自汽車之二氧化碳之排出量，藉由高強度鋼板之適用而令汽車車體輕量化之方法正在進展。另外，以確保乘員之安全性為目的，逐漸變成在汽車車體多使用高強度鋼板。今後，為了令汽車車體之輕量化及安全性之提昇更加進展，不得不比習知更加令使用之鋼板之強度水準提高。

關於往汽車用構件成形之鋼板，除了強度之外，成形性(加工性)亦會被要求。舉例來說，在骨格系零件使用之鋼板會被要求延伸與擴孔性。然而，一般而言，鋼板若高強度化，則成形性會降低。因此，當令往汽車構件適用之鋼板之強度提高的情況下，成形性之提昇會成為課題。

為了解決如此之課題，已經有幾個手段被提案。舉例來說，在專利文獻1已揭示到一種高強度薄鋼板，是規定殘留沃斯田體中之界面附近及粒內之碳濃度梯度，藉由加工誘發變態而令強度及延伸提昇。另外，在專利文獻2已揭示到一種冷軋鋼板，令鋼板之金屬組織是以具有肥粒體與麻田散體之中間硬度之上變韌體或下變韌體作為主體之組織，而降低組織間之硬度差，令強度與擴孔性提昇。另外，在專利文獻3已揭示到一種複合組織冷軋鋼板，令鋼板之金屬組織是以肥粒體、上變韌體或下變韌體、殘留沃斯田體之3相而構成，或是更包含麻田散體而以4相構成，藉此，以45~65kgf/mm ²之強度水準而具有高的加工性。

然而，該等技術具有如下之問題。亦即，為了製造專利文獻1之鋼板，會需要進行通常而言難以控制之過時效後之冷卻速度之控制，而控制殘留沃斯田體中之碳濃度梯度。所以，在通常之設備，要實現專利文獻1揭示之組織並不容易。另外，在專利文獻2之技術，由於會成為變韌體主體之組織，故雖然擴孔性優良，但難以獲得充分之延性。另外，專利文獻3是以拉伸強度45~65kgf/mm ²之鋼板為對象，專利文獻3之技術是難以兼顧980MPa以上之拉伸強度與充分之成形性。 先行技術文獻

專利文獻 專利文獻1：日本特許第5589893號公報 專利文獻2：日本特許第2616350號公報 專利文獻3：日本特開平7-207413號公報

發明概要 發明欲解決之課題 如前述，為了於今後令汽車車體之輕量化繼續進展，不得不比習知更加令鋼板之使用強度水準提高。尤其，例如在骨格系零件使用之高強度鋼板，必須是在不令延伸劣化之情況下，將擴孔性提昇。具體而言，為了可往骨格系構件成形、且確保衝撞時之安全性，鋼板宜滿足以下所有條件：拉伸強度為980MPa以上，強度×全延伸(TS×EL)為12000MPa‧%以上，強度×擴孔性(TS×λ)為18000MPa‧%以上。然而，如專利文獻1~3所示，在高強度鋼板，要令強度、延伸及擴孔性皆如此地高水準是極為困難。 所以，本發明是鑑於習知技術之現況，而以提供拉伸強度980MPa以上且延伸與擴孔性優良之高強度冷軋鋼板來作為課題。 用以解決課題之手段

本發明人們努力檢討了解決上述課題之方法。結果，獲得了如下之新見解：在拉伸強度980MPa以上之鋼板，令金屬組織包含肥粒體及/或粒狀變韌體、上變韌體及/或下變韌體、回火麻田散體、及殘留沃斯田體，並且控制成相較於前述肥粒體與前述粒狀變韌體之合計面積率，前述肥粒體之面積率之比例在25%以下，藉此，可一面確保強度與延伸，一面獲得優良之擴孔性。

由於發明是基於上述見解而建構，故其要旨是如下所示。 (1)與本發明之一態樣相關之高強度冷軋鋼板令鋼板之化學組成以質量%計含有：C：0.15%以上、0.30%以下，P：0.040%以下，S：0.0100%以下，N：0.0100%以下，O：0.0060%以下，Si及Al之1種或2種：合計0.70%以上、2.50%以下，Mn及Cr之1種或2種：合計1.50%以上、3.50%以下，Mo：0%以上、1.00%以下，Ni：0%以上、1.00%以下，Cu：0%以上、1.00%以下，Nb：0%以上、0.30%以下，Ti：0%以上、0.30%以下，V：0%以上、0.30%以下，B：0%以上、0.0050%以下，Ca：0%以上、0.0400%以下，Mg：0%以上、0.0400%以下，及REM：0%以上、0.0400%以下，剩餘部分是由Fe及雜質所成；前述鋼板之金屬組織以面積率計，含有：肥粒體及粒狀變韌體之1種或2種合計10%以上、50%以下，上變韌體及下變韌體之1種或2種合計10%以上、50%以下，回火麻田散體超過0%、30%以下，殘留沃斯田體5%以上，及波來體、雪明碳體、麻田散體合計0~10%；相對於前述肥粒體與前述粒狀變韌體之合計面積率，前述肥粒體之面積率的比例是25%以下；拉伸強度是980MPa以上。

(2)上述(1)記載之冷軋鋼板之前述金屬組織中的前述麻田散體，亦可為以面積率計在3%以下。

(3)上述(1)或(2)記載之冷軋鋼板的前述化學組成，亦可以質量%計含有選自於下述之1種或2種以上：Mo：0.01%以上、1.00%以下，Ni：0.05%以上、1.00%以下，Cu：0.05%以上、1.00%以下，Nb：0.005%以上、0.30%以下，Ti：0.005%以上、0.30%以下，V：0.005%以上、0.30%以下，B：0.0001%以上、0.0050%以下，Ca：0.0005%以上、0.0400%以下，Mg：0.0005%以上、0.0400%以下，及REM：0.0005%以上、0.0400%以下。

(4)上述(1)~(3)之任一項記載之冷軋鋼板亦可在前述鋼板之表面上更具有熔融鍍鋅層。

(5)上述(1)~(3)之任一項記載之冷軋鋼板亦可在前述鋼板之表面上更具有合金化熔融鍍鋅層。 發明效果

根據本發明，可提供一種延伸與擴孔性皆優異之拉伸強度為980MPa以上的高強度冷軋鋼板，其適合作為汽車等之構造構件。

用以實施發明之形態 與本發明之一實施形態相關之高強度冷軋鋼板(以下，有時會稱作與本實施形態相關之冷軋鋼板)是具有以下之特徴。 (a)化學組成以質量%計含有：C：0.15%以上、0.30%以下，P：0.040%以下，S：0.0100%以下，N：0.0100%以下，O：0.0060%以下，Si及Al：合計0.70%以上、2.50%以下，Mn及Cr：合計1.50%以上、3.50%以下；且，因應需要而進一步含有下述的1種以上：Mo：1.00%以下，Ni：1.00%以下，Cu：1.00%以下，Nb：0.30%以下，Ti：0.30%以下，V：0.30%以下，B：0.0050%以下，Ca：0.0400%以下，Mg：0.0400%以下，REM：0%以上、0.0400%以下；剩餘部分是由Fe及雜質所成。 (b)金屬組織以面積率計含有：肥粒體及粒狀變韌體之1種或2種合計10%以上、50%以下，上變韌體及下變韌體之1種或2種合計10%以上、50%以下，回火麻田散體超過0%、30%以下，殘留沃斯田體5%以上，及波來體、雪明碳體、麻田散體合計0~10%；相對於前述肥粒體與前述粒狀變韌體之合計面積率，前述肥粒體之面積率的比例是25%以下。 (c)拉伸強度是980MPa以上。

針對與本實施形態相關之冷軋鋼板之化學組成(各元素之含有量)進行說明。與含有量相關之%是指質量%。

＜C：0.15%以上、0.30%以下＞ C對於提升鋼板的強度為有效的元素。另外，C是一種用以確保預定量之殘留沃斯田體的必要元素。若C含量小於0.15%時，則會導致沃斯田體朝麻田散體變態，以致於殘留沃斯田體無法確保在5%以上。因此，C含量是取0.15%以上。較佳是0.18%以上。另一方面，若C含量超過0.30%時，則從沃斯田體往上變韌體或下變韌體之相變態顯著地受到抑制，將易於生成麻田散體，結果，殘留沃斯田體會變得無法確保在5%以上。因此，C含量是取0.30%以下。較佳是0.22%以下。

＜P：0.040%以下＞ P是雜質元素。P是一種會偏析於鋼板之板厚中央部，而使韌性降低、熔接部脆化的元素。雖然P含量越少越好，但若P含量超過0.040%時，則擴孔性之劣化會變得顯著，故P含量是取0.040%以下。較佳是0.015%以下。由於P是越少越好，故沒有必要限定其下限，但在實用鋼板令P含有量未滿0.0001%，就經濟上而言是不佳，故亦可以取0.0001%來作為實質之下限。

＜S：0.0100%以下＞ S是雜質元素。S是一種會使熔接性降低、阻礙鑄造時及熱軋時之製造性之元素。另外，S亦是一種形成粗大的MnS，而使擴孔性降低的元素。雖然S含量越少越好，但若S含量超過0.0100%時，則熔接性之降低、製造性之降低、及擴孔性之降低會變得顯著，故S含量是取0.0100%以下。較佳是0.0050%以下。由於S是越少越好，故沒有必要限定其下限，但在實用鋼板令S含有量未滿0.0001%，就經濟上而言是不佳，故亦可以取0.0001%來作為實質之下限。

＜N：0.0100%以下＞ N是在鋼板中形成粗大之氮化物而使鋼板之彎曲性、擴孔性降低的元素。另外，N是在熔接時發生氣孔之原因之元素。雖然N含量越少越好，但若N含量超過0.0100%，則擴孔性之降低、氣孔之發生會變得顯著，故N含量是取0.0100%。由於N是越少越好，故沒有必要限定其下限，但在實用鋼板令N含量小於0.0005%，會導致製造成本之大幅增加，故亦可以取0.0005%來作為實質之下限。

＜O：0.0060%以下＞ O是在鋼板中形成粗大之氧化物而令鋼板之彎曲性、擴孔性降低之元素。另外，O是在熔接時發生氣孔之原因之元素。雖然O含量越少越好，但若O含量超過0.0060%，則擴孔性之降低、氣孔之發生會變得顯著，故O含量是取0.0060%以下。由於O是越少越好，故沒有必要限定其下限，但在實用鋼板令O含量小於0.0005%，會導致製造成本之大幅增加，故亦可以取0.0005%來作為實質之下限。

＜Si及Al之1種或2種：合計0.70%以上、2.50%以下＞ Si及Al皆是用以獲得預定量之粒狀變韌體及殘留沃斯田體有效的元素。粒狀變韌體是一種金屬組織，該金屬組織是存在變韌肥粒體之界面的差排，因熱處理而回復，成為一個塊狀的變韌肥粒體。因此，如果在變韌肥粒體之界面生成雪明碳體，則無法獲得粒狀變韌體。Si及Al是抑制雪明碳體之生成之元素，故對獲得粒狀變韌體而言是重要之元素。 再者，Si及Al亦是用以獲得殘留沃斯田體為重要的元素。當沃斯田體的一部分朝向變韌體變態時，碳濃度會朝向未變態之沃斯田體中增加，而未變態之沃斯田體中的碳濃度會上昇。藉由提高碳濃度，沃斯田體變安定，因此，已充分提高碳濃度的沃斯田體，即使冷卻至室溫後，亦會殘留而不會變態成其他組織。這成為殘留沃斯田體。在碳濃度朝向未變態沃斯田體提高的過程中，若雪明碳體析出，則沃斯田體中的碳濃度會減少，因此，難以使沃斯田體直到室溫都維持在未變態的狀態。亦即，由於Si與Al是抑制雪明碳體生成的元素，故對獲得殘留沃斯田體而言是重要之元素。 發明人們努力檢討之結果，發現藉由將Si及/或Al之含量之合計設定在0.70%以上，可獲得預定量之粒狀變韌體及殘留沃斯田體。因此，Si及Al之合計含量是取0.70%以上。另一方面，若Si及/或Al之含量之合計(合計含量)過剩時，則鋼材本身脆化，擴孔性大幅地劣化。因此，Si及/或Al之含量之合計是取2.50%以下。 在與本實施形態相關之冷軋鋼板，由於Si與Al是具有同等之效果，故規定合計含量即可，不需要規定各自之含量。亦即，只要合計含量是在上述之範圍，則舉例來說，亦可以其中一者是0%。

＜Mn及Cr之1種或2種：合計1.50%以上、3.50%以下＞ Mn及Cr皆是對於鋼板之強度提昇有效之元素。另外，Mn及Cr是在連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備進行熱處理時抑制肥粒體變態之元素。若抑制上述熱處理時之肥粒體變態，則有利於令與肥粒體、粒狀變韌體之合計之面積率相較之下之肥粒體之面積率之比例在25%以下。為了獲得此效果，Mn及/或Cr之含量之合計是取1.50%以上。另一方面，若Mn及/或Cr之含量之合計超過3.50%，則從沃斯田體往上變韌體或下變韌體之相變態會顯著地受到抑制。此情況下，結果，無法確保5%以上之殘留沃斯田體，另外，麻田散體之面積率會超過10%。因此，Mn及/或Cr之含量之合計是取3.50%以下。 在與本實施形態相關之冷軋鋼板，由於Mn與Cr是具有同等之效果，故規定合計含量即可，不需要規定各自之含量。亦即，只要合計含量是在上述之範圍，則舉例來說，亦可以其中一者是0%。

與本實施形態相關之冷軋鋼板基本上是包含上述元素，剩餘部分由Fe及雜質所成。然而，亦可因應需要而含有在後述之範圍之從Mo、Ni、Cu、Nb、Ti、V、B、Ca、Mg、REM選擇之1種以上，來取代Fe之一部分。但是，由於該等元素並非一定要含有，故其下限是0%。另外，雜質是指當工業性地製造鋼材時從如礦石或廢料等之原料因為製造步驟之各種因素而混入之成分，在不對與本實施形態相關之冷軋鋼板賦予惡影響之範圍而獲得容許。

＜Mo：0.01%以上、1.00%以下＞ Mo是對於鋼板之強度提昇有效之元素。另外，Mo是具有抑制在連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備進行熱處理時產生之肥粒體變態之效果之元素。要獲得該等效果的情況下，由於若Mo含量小於0.01%則無法獲得充分之效果，故Mo含量宜取0.01%以上。另一方面，若Mo含量超過1.00%，則抑制肥粒體變態之效果飽和。因此，即便是含有的情況下，亦宜令Mo含量為1.00%以下。

＜Ni：0.05%以上、1.00%以下＞ Ni是對於鋼板之強度提昇有效之元素。另外，Ni是具有抑制在連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備進行熱處理時產生之肥粒體變態之效果之元素。要獲得該等效果的情況下，由於若Ni含量小於0.05%則無法獲得充分之效果，故Ni含量宜取0.05%以上。另一方面，若Ni含量超過1.00%，則抑制肥粒體變態之效果飽和。因此，即便是含有的情況下，亦宜令Ni含量為1.00%以下。

＜Cu：0.05%以上、1.00%以下＞ Cu是對於鋼板之強度提昇有效之元素。若Cu含量小於0.05%，則無法獲得充分之強度提昇效果。因此，要獲得該效果的情況下，Cu含量宜取0.05%以上。另一方面，若Cu含量過剩，則在熱軋延中會脆化，熱軋延變成不可能。因此，即便是含有的情況下，亦宜令Cu含量為1.00%以下。

＜Nb：0.005%以上、0.30%以下＞ Nb是對於令結晶粒細粒化、令鋼板之強度提昇有效之元素。另外，Nb是具有抑制在連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備進行熱處理時產生之肥粒體變態之效果之元素。由於若Nb含量小於0.005%則無法充分獲得該等效果，故要獲得該等效果的情況下，Nb含量宜取0.005%以上。另一方面，若Nb含量超過0.30%，則從沃斯田體往上變韌體或下變韌體之相變態顯著地受到抑制。結果，麻田散體過剩地生成，變成無法確保5%以上之殘留沃斯田體。因此，即便是含有Nb的情況下，亦令Nb含量為0.30%以下。

＜Ti：0.005%以上、0.30%以下＞ Ti是對於鋼板之強度提昇有效之元素。另外，Ti是具有抑制在連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備進行熱處理時產生之肥粒體變態之效果之元素。由於若Ti含量小於0.005%則無法充分獲得該等效果，故要獲得該等效果的情況下，Ti含量宜取0.005%以上。另一方面，若Ti含量超過0.30%，則從沃斯田體往上變韌體或下變韌體之相變態顯著地受到抑制。結果，麻田散體過剩地生成，變成無法確保5%以上之殘留沃斯田體。因此，即便是含有Ti的情況下，亦令Ti含量為0.30%以下。

＜V：0.005%以上、0.30%以下＞ V是對於鋼板之強度提昇有效之元素。另外，是具有抑制在連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備進行熱處理時產生之肥粒體變態之效果之元素。由於若V含量小於0.005%則無法充分獲得該等效果，故要獲得該等效果的情況下，V含量宜取0.005%以上。另一方面，若V含量超過0.30%，則從沃斯田體往上變韌體或下變韌體之相變態顯著地受到抑制。結果，麻田散體過剩地生成，變成無法確保5%以上之殘留沃斯田體。因此，即便是含有V的情況下，亦令V含量為0.30%以下。

＜B：0.0001%以上、0.0050%以下＞ B是在熱處理步驟中藉由朝沃斯田體之粒界偏析而抑制肥粒體變態之元素。要獲得該效果的情況下，B含量宜取0.0001%以上。另一方面，由於若B含量超過0.0050%則肥粒體變態抑制效果飽和，故宜以0.0050%作為實質之上限。

＜Ca：0.0005%以上、0.0400%以下＞ ＜Mg：0.0005%以上、0.0400%以下＞ ＜REM：0.0005%以上、0.0400%以下＞ Ca、Mg、及REM皆是有助於控制氧化物或硫化物之形態、提昇擴孔性之元素。要獲得該效果的情況下，宜令任一元素之含量皆為0.0005%以上。更宜為0.0010%以上。另一方面，若Ca、Mg、或REM之含量超過0.0400%，則會形成粗大之氧化物，擴孔性劣化。因此，令任一元素之含量皆為0.0400以下%。更宜為0.0100%以下。 含有REM(稀土類元素)的情況下，常常是添加稀土金屬合金的情況，但有時是La、Ce之外將鑭系元素複合添加的情況。即便是如此的情況下，或是，添加金屬La、Ce等之金屬REM的情況下，與本實施形態相關之冷軋鋼板亦可發揮效果。

接著，說明與本實施形態相關之冷軋鋼板之金屬組織。 本發明人們是以現在通常採用之連續熱軋延設備及連續退火設備之使用為前提而進行檢討，在拉伸強度980MPa以上之鋼板，一面確保強度與延伸，一面謀求擴孔性之提昇。 如前述，習知，關於適合作為汽車等之構造構件之薄鋼板，為了在沒有令強度及延伸劣化之情形下將擴孔性改善，而活用肥粒體鋼板來作為金屬組織。然而，由於肥粒體是軟質之金屬組織，故在由複合組織所成之高強度鋼板，會成為令組織間之硬度差變大之因素，結果，引來擴孔性之劣化會是課題。於是，本發明人們著眼於活用粒狀變韌體來作為鋼板之金屬組織而進行了檢討。結果，藉由控制肥粒體與粒狀變韌體之合計之面積率、相較於肥粒體與粒狀變韌體之合計之面積率之肥粒體之面積率之比例，而成功地一面確保強度與延性、一面獲得優良之擴孔性。 與本實施形態相關之冷軋鋼板之金屬組織(微組織)是基於上述見解而限定。以下，進行詳細說明。

＜將肥粒體及粒狀變韌體之1種或2種以面積率計而含有合計10%以上、50%以下＞ ＜相較於肥粒體與粒狀變韌體之合計面積率，肥粒體之面積率之比例是25%以下＞ 在鋼板之金屬組織含有之肥粒體是軟質之組織，易於變形。因此，肥粒體有助於延伸之提昇。另一方面，由於肥粒體是軟質之組織，故與硬質相之組織間之硬度差大，在複合組織鋼板會成為擴孔性劣化之因素。相較於此，粒狀變韌體是與肥粒體同樣，有助於延伸之提昇。另一方面，粒狀變韌體是比肥粒體還硬質，具有肥粒體與上變韌體或下變韌體之中間之硬度。所以，與肥粒體相比，粒狀變韌體具有令複合組織鋼板之組織間硬度差降低之效果。 若肥粒體與粒狀變韌體之合計之面積率小於10%，則無法獲得充分之延伸。另一方面，若肥粒體與粒狀變韌體之合計之面積率超過50%，則無法獲得980MPa以上之拉伸強度。另外，相較於肥粒體與粒狀變韌體之合計之面積率，若肥粒體之面積率之比例(在肥粒體與粒狀變韌體之合計之面積率占有之肥粒體之面積率之比例)超過25%，則組織間之硬度差變大，擴孔性劣化。 亦即，令肥粒體與粒狀變韌體合計含有10%以上、50%以下，並且，相較於肥粒體與粒狀變韌體之合計之面積率，肥粒體之面積率之比例是25%以下，藉此，可同時提升延伸與擴孔性。肥粒體之面積率即便是0%亦無妨。

＜殘留沃斯田體含有5%以上＞ 殘留沃斯田體是在由加工造成之變形中往麻田散體變態(加工誘起變態)而有助於延伸之提昇之金屬組織。為了獲得預定之延伸，將鋼板中之殘留沃斯田體以面積率計而取5%以上。若殘留沃斯田體之面積率小於5%，則無法獲得充分之延伸。另一方面，雖然從提昇延伸之觀點，殘留沃斯田體之面積率是越高越好，但要獲得20%以上之面積率的情況下，會需要令C、Mn之含量變成多量，故20%是實質之上限。

＜將上變韌體及下變韌體之1種或2種以面積率計而合計含有10%以上、50%以下＞ 上變韌體及下變韌體是影響及於殘留沃斯田體之生成、且對獲得高強度而言必要之金屬組織。一般被稱作變韌體的是該等組織。若上變韌體及/或下變韌體之面積率為10%以上時，則在退火步驟中，發生從沃斯田體往上變韌體或下變韌體之相變態之際，碳濃度會於未變態之沃斯田體中增加，可使未變態之沃斯田體到室溫為止殘留5%以上。若上變韌體及/或下變韌體之面積率小於10%，則鋼板之強度會不足，且無法確保5%以上之殘留沃斯田體。另一方面，上變韌體及/或下變韌體之面積率超過50%的情況下，由於過度促進從沃斯田體往上變韌體或下變韌體之相變態，故未變態之沃斯田體減少，最終會無法確保5%以上之殘留沃斯田體。因此，上變韌體及/或下變韌體之面積率是取合計50%以下。

＜將回火麻田散體以面積率計而含有超過0%超、30%以下＞ 在鋼板之金屬組織含有之回火麻田散體是影響及於殘留沃斯田體之生成、且對獲得高強度而言有效之金屬組織。因此，令回火麻田散體之面積率超過0%。宜為3%以上，更宜為5%以上。另一方面，由於回火麻田散體是硬質之組織，故在複合組織鋼板是令組織間之硬度差變大而結果導致擴孔性劣化之金屬組織。由於若回火麻田散體之面積率超過30%則擴孔性會顯著地劣化，故回火麻田散體之面積率之上限是取30%。

＜將波來體、雪明碳體、麻田散體以面積率計而含有合計0~10%＞ 在與本實施形態相關之冷軋鋼板，可作為上述以外之剩餘部分之組織，而含有波來體、雪明碳體、麻田散體之1種以上。然而，該等組織是含有硬質之鐵碳化物，在擴孔時成為發生孔隙之起點。由於若該等面積率之合計超過10%則擴孔性之劣化會變得顯著，故將面積率之合計限制在10%以下。尤其，從組織間硬度差之觀點，麻田散體宜為3%以下。這些組織是越少越好，亦即，波來體、雪明碳體、麻田散體之面積率之合計為0%亦無妨。在此提到之麻田散體是不同於回火麻田散體，是所謂之初生麻田散體。

關於肥粒體、粒狀變韌體、麻田散體、上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體、波來體、雪明碳體、回火麻田散體之辨識及面積率之算出，可藉由如下方法來進行：藉由EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)、X射線繞射、以及使用硝太蝕劑或里培拉液腐蝕後之掃描型電子顯微鏡之組織觀察，將鋼板軋延方向截面或軋延方向直角方向截面以1000~50000倍之倍率來觀察及測定。

具體而言，肥粒體之面積率可藉由以下之方法而測定。亦即，藉由掃描型電子顯微鏡所附屬之EBSD，將以板厚之1/4為中心之1/8~3/8厚之範圍，以0.2μm之間隔(pitch)而進行測定。從測定資料來計算Grain average misorientation之值。然後，以Grain average misorientation之值小於0.5°之領域作為肥粒體，測定其面積率。在此，Grain average misorientation是在被5°以上之粒界包圍之領域計算相鄰之像素間之方位差而將其針對結晶粒內之所有像素予以平均化之值。

殘留沃斯田體之面積率可藉由使用到X射線之測定而算出。亦即，藉由機械研磨及化學研磨而從試料之板面於板厚方向去除至深度1/4位置。然後，從對研磨後之試料使用MoKα線來作為特徵X射線而獲得之bcc相之(200)、(211)及fcc相之(200)、(220)、(311)之繞射峰之積分強度比，算出殘留沃斯田體之組織分率，以此作為殘留沃斯田體之面積率。

麻田散體之面積率可藉由以下之方法而算出：以里培拉液來蝕刻板厚方向截面，藉由FE-SEM觀察以板厚之1/4之位置為中心之1/8~3/8厚之範圍，從未腐蝕之領域之面積率減去以X射線測定之殘留沃斯田體之面積率。或者，由於麻田散體之組織是差排密度高且在粒內具有被稱作塊、束之下部組織，故根據使用到掃描型電子顯微鏡之電子通道對比像，可與其他之金屬組織區分。所以，亦可以從電子通道對比像來求出麻田散體面積率。

上變韌體、下變韌體、回火麻田散體之辨識可藉由以下之方法而進行：藉由硝太蝕劑來腐蝕板厚方向截面，藉由FE-SEM觀察以板厚之1/4為中心之1/8~3/8厚之範圍，觀察在組織之內部含有之雪明碳體之位置與位向。具體而言，上變韌體是在條狀之變韌肥粒體之界面生成雪明碳體或殘留沃斯田體。另一方面，下變韌體是在條狀之變韌肥粒體之內部生成雪明碳體，由於變韌肥粒體與雪明碳體之結晶方位關係是1種類，故生成之雪明碳體是具有同一位向。另外，雖然回火麻田散體是在麻田散體條之內部生成雪明碳體，但麻田散體條與雪明碳體之結晶方位關係是2種類以上，故生成之雪明碳體具有複數之位向。藉由檢測該等雪明碳體之特徴，而辨識各組織，算出面積率。

波來體或雪明碳體之辨識可藉由以下之方法而進行：藉由硝太蝕劑來腐蝕，使用掃描型電子顯微鏡之2次電子像而觀察以板厚之1/4為中心之1/8~3/8厚之範圍。將在2次電子像以亮的對比所拍攝之領域當作波來體或雪明碳體，算出面積率。

粒狀變韌體是幾乎不包含硬質之雪明碳體、且由差排密度低之變韌肥粒體構成。因此，習知之腐蝕法或使用到掃描型電子顯微鏡之2次電子像觀察會無法與肥粒體區分。然而，發明人們努力檢討之結果，發現：因為粒狀變韌體是以變韌肥粒體之集合體而構成，在粒內具有微小之結晶方位差，故藉由檢測粒內之微小之結晶方位差而與肥粒體區別是可能。所以，可藉由以下之方法而測定粒狀變韌體之面積率。亦即，使用EBSD，將以板厚之1/4為中心之1/8~3/8厚之範圍，以0.2μm之間隔而進行測定，從測定資料來計算Grain average misorientation之值。然後，以從Grain average misorientation之值是0.5°以上之領域之面積率減去上變韌體、下變韌體、回火麻田散體、波來體、麻田散體之面積率的值，作為粒狀變韌體之面積率。 上述之各組織之面積率皆是與金屬組織整體之面積相較之下之各組織之面積之比例。

與本實施形態相關之冷軋鋼板是拉伸強度980MPa以上，強度充分地高。因此，適用於汽車等的情況下，有助於汽車車體之輕量化、或衝撞時之安全性之提昇。雖然強度之上限並沒有限定之必要，但若超過1470MPa，則要以如本發明般之複合組織而達成強度將會變得困難，會呈現幾乎以麻田散體來作為主相之組織，故亦可以取1470MPa來作為強度之上限。

與本實施形態相關之冷軋鋼板亦可以是在表面上具有熔融鍍鋅層。若在表面形成有熔融鍍鋅層，則耐蝕性提昇，故為佳。熔融鍍鋅層宜令Fe是1%以上、小於7%且剩餘部分是由Zn、Al、及雜質所成。 另外，與本實施形態相關之冷軋鋼板亦可以是在表面上具有合金化熔融鍍鋅層。若在表面形成有合金化熔融鍍鋅層，則耐蝕性提昇，故為佳。合金化熔融鍍鋅層宜令Fe是7%以上、15%以下且剩餘部分是由Zn、Al、及雜質所成。 熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層可以是形成在鋼板之單面，亦可以是形成在雙面。

接著，說明適合用來獲得與本實施形態相關之冷軋鋼板之製造方法。與本實施形態相關之冷軋鋼板只要是滿足上述之化學成分、金屬組織，則不論製造方法而獲得其效果。然而，根據包含以下之(A)~(G)步驟之製造方法，可安定製造與本實施形態相關之冷軋鋼板，故為佳。 (A)將與本實施形態之冷軋鋼板具有相同組成之鑄造扁胚，在鑄造後不冷卻至小於1150℃之溫度或是暫且冷卻之後加熱至1150℃以上。(加熱步驟) (B)將加熱之扁胚供給至熱軋延，在Ar3變態點以上之溫度域結束熱軋延而獲得熱軋鋼板。(熱軋步驟) (C)將熱軋鋼板在700℃以下之溫度域捲繞。(捲繞步驟) (D)將捲回之熱軋鋼板酸洗後，進行累積軋縮率30%以上、80%以下之冷軋延而獲得冷軋鋼板。(酸洗及冷軋步驟) (E)將冷軋鋼板在760℃以上、900℃以下之溫度域連續退火。(退火步驟) (F)將冷軋鋼板連續退火後，以15℃/秒以上、100℃/秒以下之平均冷卻速度來冷卻，在180℃以上、400℃以下且Ms以下令冷卻停止。在該冷卻中，令冷軋鋼板在500~650℃之溫度域滯留3秒以上。(冷卻步驟) (G)冷卻停止後，將冷軋鋼板再加熱至300℃以上、460℃以下之溫度域，在該溫度域保持15秒以上。(再加熱步驟) 針對各步驟之適宜條件進行說明。

(A)加熱步驟 拉伸強度980MPa以上之與本實施形態之冷軋鋼板具有相同組成之鑄造扁胚有時是含有多量之合金元素。因此，在熱軋延前，需要令合金元素固熔於鑄造扁胚中。所以，令鑄造扁胚暫且冷卻的情況下，宜加熱至1150℃而供給至熱軋延。加熱溫度小於1150℃的情況下，不只是會有粗大之合金碳化物殘留，熱軋延時之變形抵抗亦變高，故加熱至該溫度以上。 但是，在鑄造後沒有將扁胚冷卻至小於1150℃而供給至熱軋延的情況下，沒有進行加熱之必要。 關於提供至熱軋延之鑄造扁胚，只要是鑄造之扁胚即可，並不限定於特定之鑄造扁胚。舉例來說，是連續鑄造扁胚、或以薄扁胚連鑄機製造之扁胚即可。如上述，鑄造扁胚是直接供給至熱軋延，或是在暫且冷卻之後進行加熱而供給至熱軋延。

(B)熱軋步驟 將經過加熱步驟之1150℃以上之扁胚供給至包含粗軋延與精整軋延之熱軋延，獲得熱軋鋼板。在熱軋延，精整軋延溫度(精整軋延之結束溫度)對鋼板之組織控制而言是重要。若精整軋延溫度位在(沃斯田體+肥粒體)之2相溫度域，則熱軋延時之軋延負載變大，有可能在熱軋延中發生破裂。因此，宜令精整軋延溫度是在Ar3變態點以上。亦可以在熱軋延時令粗軋延板相互接合而連續地進行熱軋延。 在此，Ar3變態點是在降溫過程中沃斯田體開始變態之溫度，本實施形態是簡易地使用下述式(1)而算出。 Ar3=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2) (式1)

(C)捲繞步驟 熱軋步驟後之熱軋鋼板宜在700℃以下之溫度捲繞。若捲繞溫度超過700℃，則有可能在鋼板之表面生後厚的氧化皮，而變成無法在酸洗步驟將皮去除。此情況下，要提供至冷軋以後之步驟會變得困難。另外，超過700℃而捲繞的情況下，熱軋鋼板中之碳化物變得粗大，在之後之退火步驟中，碳化物變得難熔。若在退火步驟之加熱時碳化物之熔解不進展，有可能會得不到預定之強度，此情況下，因為淬火性不足而令退火步驟中之肥粒體之分率增加，結果，得不到預定之面積率之組織。捲繞溫度是700℃以下即可，下限並沒有特別限定之必要，然而，由於要在比室溫還低之溫度進行捲繞，在技術上會困難，故室溫是實質之下限。由於捲繞溫度較低，則熱軋鋼板之微組織會變得均一，退火後之機械性質有提昇之傾向，故宜在可能之範圍令捲繞溫度為低溫。另一方面，捲繞溫度越低則熱軋鋼板之強度變得越高，冷軋延時之變形抵抗變高。因此，當捲繞溫度低的情況下，亦可以使用箱退火爐、連續退火設備等而以650℃程度對熱軋鋼板進行用於軟質化之回火。若考慮熱軋鋼板之強度、在產線之通過性，則捲繞宜為450℃以上650℃以下。

(D)酸洗及冷軋步驟 將捲繞之熱軋鋼板捲回、實施酸洗之後，供給至冷軋延。藉由進行酸洗，可將熱軋鋼板之表面之氧化皮去除，而謀求冷軋鋼板之鈍化處理性、鍍敷性之提昇。酸洗可以是一次，亦可以是分成複數次而進行。對經過酸洗之熱軋鋼板進行冷軋延而令其成為冷軋鋼板時，冷軋延之累積軋縮率宜為30%以上、80%以下。若累積軋縮率小於30%，則會難以令冷軋鋼板之形狀保持平坦，無法提供至後面之退火步驟，故累積軋縮率宜為30%以上。更宜為40%以上。另一方面，若累積軋縮率超過80%，則軋延負載變成過大，有可能在冷軋延中發生破裂，難以提供至後面之退火步驟，故累積軋縮率宜為80%以下。更宜為70%以下。軋延道次之次數、各道次之軋縮率並未特別限定。在可確保累積軋縮率30%以上、80%以下之範圍進行適宜設定即可。

(E)退火步驟 將冷軋鋼板供給至連續退火線，加熱至退火溫度而實施退火。此時，退火溫度宜為760℃以上、900℃以下，退火時間宜為10~600秒。若退火溫度小於760℃，則沃斯田體未充分生成。此情況下，有可能肥粒體之面積率增加、無法達到預定之強度。另外，由於最高加熱溫度(退火溫度)下之沃斯田體之面積率亦減少，故在之後之冷卻中生成之變態組織、亦即粒狀變韌體或變韌體、回火麻田散體之面積率減少。此情況下，獲得殘留沃斯田體所必要之令碳往沃斯田體濃化有可能無法達成，而無法確保5%以上之殘留沃斯田體。另一方面，若退火溫度超過900℃，則沃斯田體之結晶粒徑粗大化，淬火性變得過剩，得不到預定之肥粒體及粒狀變韌體之面積率。另外，從沃斯田體往上變韌體或下變韌體之變態受到抑制。結果，有可能無法確保5%以上之殘留沃斯田體。因此，連續退火溫度之上限宜為900℃。連續退火可以是在大氣中進行，亦可以是以提昇鍍敷之密接性為目的而在氧化還元環境氣體進行。另外，若退火時間小於10秒，則有沃斯田體之分率不充分、退火前存在之碳化物之熔解不充分而得不到預定之組織及特性之虞。雖然就特性上而言，退火時間超過600秒亦沒有問題，但設備之產線長度會變長，故600秒程度是實質之上限。

(F)冷卻步驟 退火步驟後，宜立刻(例如30秒以內，宜為10秒以內)將冷軋鋼板以15℃/秒以上、100℃/秒以下之平均冷卻速度來冷卻至180℃以上400℃以下且麻田散體變態開始溫度(以下稱作Ms)以下。該步驟是對於獲得預定量之粒狀變韌體而言有效之步驟。關於粒狀變韌體，以變態前之沃斯田體粒含有之微量之差排為核而發生相變態之後，藉由在預定之溫度域進行保持，令變韌肥粒體境界之差排回復而生成。因此，為了抑制過剩之肥粒體之生成、獲得預定量之肥粒體及粒狀變韌體，需要令平均冷卻速度為15℃/秒以上而對肥粒體變態進行某種程度之抑制。另一方面，關於以超過100℃/秒之平均冷卻速度進行冷卻，考慮到退火步驟之冷卻設備之能力，就經濟上而言是不佳。因此，實質之平均冷卻速度之上限是100℃/秒。 另外，在該冷卻步驟，宜在500~650℃之溫度域滯留3秒以上。將冷卻中生成之變韌肥粒體在變韌體生成溫度之高溫側進行保持，藉此，生成之變韌肥粒體回復，獲得粒狀變韌體。亦即，為了在藉由上述之平均冷卻速度之冷卻而生成變韌肥粒體之後，馬上確保讓差排回復之時間，進行上述之滯留是有效。500~650℃之滯留時間小於3秒的情況下，變韌肥粒體之回復未充分進展，難以獲得預定之粒狀變韌體之面積率。本實施形態之滯留並不限於等溫保持，而是指令鋼板溫度於500~650℃之狀態3秒以上。滯留時間雖然未設上限，但因為平均冷卻速度是15℃/秒以上，故實質之上限是10~15秒程度。 冷卻停止溫度是180~400℃且Ms以下，則生成麻田散體。該麻田散體是於下個步驟之再加熱步驟予以回火，成為回火麻田散體。因此，要獲得回火麻田散體的情況下，冷卻停止溫度宜為400℃以下且Ms以下。另外，若冷卻停止溫度超過400℃或超過Ms時，則冷卻時會得不到麻田散體，其後，再加熱時之變韌體變態未充分進展，且朝向未變態沃斯田體之碳濃度增加亦未進展，而無法得到預定量的殘留沃斯田體。此情況下，由於未變態沃斯田體最終在冷卻中變態成麻田散體，故擴孔性顯著地劣化。另一方面，若冷卻停止溫度小於180℃，則過度地促進從沃斯田體往麻田散體之相變態，有可能令麻田散體之生成量超過10%而擴孔性顯著地劣化。 在本實施形態，平均冷卻速度可藉由將冷卻開始溫度與冷卻停止溫度之差以冷卻時間(途中有進行滯留的情況下，亦包含該時間)來除而算出。 另外，上述Ms會因為在退火步驟及冷卻步驟生成之肥粒體、粒狀變韌體之面積率而改變，難以藉由計算式而算出。然而，由於只要在最終之微組織有確認到回火麻田散體之存在，則代表冷卻時是在Ms以下冷卻，故可藉由事先針對冷卻停止溫度與回火麻田散體之面積率進行預備試驗等，而獲得預定之面積率之回火麻田散體。

(G)再加熱步驟 在180~400℃且Ms以下之溫度域將冷卻停止之後，宜對冷軋鋼板進行再加熱而在300℃以上、460℃以下之溫度域保持15秒以上。根據該步驟，發生伴隨著在冷卻步驟生成之麻田散體之回火而來之往沃斯田體之碳擴散、由於變韌體變態之進行而造成之往沃斯田體之碳擴散。若保持溫度小於300℃、或保持時間小於15秒，則有可能變韌體變態之進行不充分，往沃斯田體中之碳擴散變成不充分。另一方面，若保持溫度超過460℃，則從沃斯田體往波來體之變態會進展，波來體之面積率上昇，沃斯田體變得不安定，有可能令殘留沃斯田體之面積率降低。 再加熱步驟後，令冷軋鋼板冷卻至室溫。此時之冷卻速度雖然沒有規定之必要，但可以是2℃/秒以上100℃/秒以下。

在製造與本實施形態相關之冷軋鋼板之際，亦可以是以機械特性之提昇、耐蝕性之提昇等為目的，而更進行以下之步驟(H)~(J)。 (H)回火步驟 再加熱步驟後，在令冷軋鋼板冷卻至室溫之後、或是到室溫為止之冷卻途中(但是Ms以下)，開始再加熱，在150℃以上、400℃以下之溫度域保持2秒以上。根據該步驟，令再加熱後之冷卻中生成之麻田散體回火而成為回火麻田散體，藉此，可令組織間硬度差更加地變小。另外，其結果，在不令延性劣化的情形下確保優良之擴孔性成為可能。進行回火步驟的情況下，若保持溫度小於150℃、或保持時間小於2秒，則麻田散體未充分回火，幾乎沒有微組織及機械特性之改變。另一方面，若保持溫度超過400℃，則有可能回火麻田散體中之差排密度降低、無法獲得980MPa以上之拉伸強度。另外，有因為在未變態之沃斯田體中析出雪明碳體而造成沃斯田體不安定、在冷卻中沃斯田體發生麻田散體變態、在冷卻後生成麻田散體之虞。因此，進行回火的情況下，宜在150℃以上、400℃以下之溫度域保持2秒以上。 回火可以是在連續退火設備內進行，亦可以是於連續退火後離線而在別的設備實施。此時，回火時間是隨著回火溫度而不同。亦即，越低溫則越是長時間，越高溫則越是短時間。若在高溫進行長時間回火，則強度降低，要獲得980MPa以上之強度會變得困難。因此，關於回火時間之上限，宜事先在實驗室確認回火溫度及時間對強度降低之關係，以不因為回火溫度及成分而變成希望之強度以下的方式來設定。

(I)熔融鍍鋅步驟 亦可以對再加熱步驟後或回火步驟後之冷軋鋼板，因應需要來加熱或冷卻至(鍍鋅浴溫度-40)℃~(鍍鋅浴溫度+50)℃，而實施熔融鍍鋅。藉由熔融鍍鋅步驟，在冷軋鋼板之表面形成熔融鍍鋅層。此情況下，冷軋鋼板之耐蝕性提昇，故為佳。即便實施熔融鍍鋅，亦可充分維持冷軋鋼板之延伸與擴孔性。

(J)合金化熔融鍍鋅步驟 亦可以對形成有熔融鍍鋅層之冷軋鋼板，在460℃以上且600℃以下之溫度範圍內進行熱處理，當作合金化處理。若在小於460℃而進行合金化處理，則未充分地合金化。另外，若在超過600℃之溫度進行合金化處理，則合金化會過度進行而耐蝕性劣化。因此，要進行合金化處理的情況下，取460℃以上且600℃以下。

另外，亦可以進行電鍍敷、氣相沉積鍍敷而進行鍍敷層，來取代熔融鍍鋅。再者，亦可以適用有機皮膜形成、薄膜積層、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等之表面處理。即便進行上述之表面處理，亦可充分地維持冷軋鋼板之延伸及擴孔性。 [實施例]

接著，說明本發明之實施例。在實施例之條件是為了確認本發明之實施可能性及效果而採用之一條件例，本發明並非限定於此一條件例。關於本發明，只要不超脫本發明之要旨、可達成本發明之目的，則可採用各種條件。

將表1顯示之成分組成(化學組成)之鑄造扁胚，於鑄造後直接或是暫且冷卻之後，以表2、表3顯示之條件來進行加熱、熱軋延、捲繞。在對熱軋鋼板進行酸洗之後，以表2、表3顯示之條件實施冷軋延及退火，予以冷卻。另外，在冷卻後以表4、表5顯示之條件，在過時效帶進行再加熱。一部之例子是更以表4、表5顯示之條件而實施了回火、熔融鍍鋅、及/或合金化處理。表1之空欄是表示未刻意添加，表4、表5「-」是表示未進行相關之步驟。但是，再加熱步驟之冷卻停止溫度之「-」是表示不在中途停止冷卻而進行冷卻直到室溫。

對退火後、回火後、或是、熔融鍍鋅及/或合金化處理後之鋼板之金屬組織及機械性質進行了調査。 (金屬組織) 關於金屬組織，是調查肥粒體、粒狀變韌體、上變韌體或下變韌體、回火麻田散體、殘留沃斯田體、剩餘部分組織(波來體、麻田散體、雪明碳體)之面積率。肥粒體、粒狀變韌體、回火麻田散體、上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體、波來體、雪明碳體、麻田散體之辨識及面積率之算出是如上述，將以板厚之1/4之位置為中心之1/8~3/8厚之範圍，藉由EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)、X射線測定、使用到硝太蝕劑或里培拉液之腐蝕、掃描型電子顯微鏡之組織觀察，而對鋼板軋延方向截面或軋延方向直角方向截面進行1000~50000倍之倍率之觀察及測定。將結果顯示在表6、表7。 (機械性質) 關於機械性質，是評價拉伸強度、全延伸、擴孔性。關於拉伸強度(TS)、全延伸(EL)，是與鋼板之軋延方向成直角地採取JIS5號試驗片，以JISZ2242為根據來進行拉伸試驗而測定。關於擴孔性(λ)，是依循日本工業規格JISZ2256記載之擴孔試驗方法而進行評價。將結果顯示在表6、表7。

【表1】

【表2】

【表3】

【表4】

【表5】

【表6】

【表7】

從表1~表7可得知，化學組成及金屬組織在本發明範圍內之實施例皆是980MPa以上之高強度，而且，TS×EL、TS×λ高，延伸及擴孔性優良 相較於此，可得知化學組成及金屬組織在本發明範圍外之比較例是強度、TS×EL及/或TS×λ低，延伸及/或擴孔性差。 産業利用性

根據本發明，可提供適合作為汽車等之構造構件之延伸與擴孔性優良之拉伸強度980MPa以上之高強度冷軋鋼板。由於本發明之冷軋鋼板是當適用於汽車等的情況下有助於汽車車體之輕量化、或衝撞時之安全性之提昇，故産業利用性高。

Claims (5)

1. 一種高強度冷軋鋼板，其特徵在於：鋼板之化學組成以質量%計，含有：C：0.15%以上、0.30%以下，P：0.040%以下，S：0.0100%以下，N：0.0100%以下，O：0.0060%以下，Si及Al之1種或2種：合計0.70%以上、2.50%以下，Mn及Cr之1種或2種：合計1.50%以上、3.50%以下，Mo：0%以上、1.00%以下，Ni：0%以上、1.00%以下，Cu：0%以上、1.00%以下，Nb：0%以上、0.30%以下，Ti：0%以上、0.30%以下，V：0%以上、0.30%以下，B：0%以上、0.0050%以下，Ca：0%以上、0.0400%以下，Mg：0%以上、0.0400%以下，及REM：0%以上、0.0400%以下，剩餘部分是由Fe及雜質所成；前述鋼板之金屬組織以面積率計，含有：肥粒體及粒狀變韌體之1種或2種合計10%以上、50%以下，上變韌體及下變韌體之1種或2種合計10%以上、50%以下，回火麻田散體超過0%、30%以下， 殘留沃斯田體5%以上，及波來體、雪明碳體、麻田散體合計0~10%；相對於前述肥粒體與前述粒狀變韌體之合計面積率，前述肥粒體之面積率的比例是25%以下；拉伸強度是980MPa以上。
2. 如請求項1之高強度冷軋鋼板，其中，在前述金屬組織中，前述麻田散體以面積率計在3%以下。
3. 如請求項1或2之高強度冷軋鋼板，其中，前述化學組成以質量%計含有選自於下述之1種或2種以上：Mo：0.01%以上、1.00%以下，Ni：0.05%以上、1.00%以下，Cu：0.05%以上、1.00%以下，Nb：0.005%以上、0.30%以下，Ti：0.005%以上、0.30%以下，V：0.005%以上、0.30%以下，B：0.0001%以上、0.0050%以下，Ca：0.0005%以上、0.0400%以下，Mg：0.0005%以上、0.0400%以下，及REM：0.0005%以上、0.0400%以下。
4. 如請求項1或2之高強度冷軋鋼板，其中在前述鋼板之表面上更具有熔融鍍鋅層。
5. 如請求項第1或2之高強度冷軋鋼板，其中在前述鋼板之表面上更具有合金化熔融鍍鋅層。